某渦輪后機匣裂紋失效機理分析

高志坤，遲慶新，卜嘉利

（中國航發(fā)沈陽發(fā)動機研究所，沈陽110015）

0 引言

渦輪后機匣是航空發(fā)動機后部的重要承力部件，主要由內(nèi)環(huán)（輪轂）、支板和外機匣3部分組成。目前，渦輪后機匣通常選用K4169高溫合金鑄造，該合金是1種耐熱、耐腐蝕、真空熔煉沉淀強化的鑄造鎳基高溫合金，在很寬的中、低溫度范圍內(nèi)具有較高的強度和塑性，以及優(yōu)良的耐腐蝕性能。

近年來，國內(nèi)整體鑄造出一批高溫合金渦輪后機匣，但對大型復雜結(jié)構(gòu)件整體鑄造的基礎(chǔ)技術(shù)問題沒有開展過深入系統(tǒng)的試驗研究，關(guān)鍵技術(shù)沒有取得根本突破，鑄件合格率不高，大型復雜高溫合金空心斜支板渦輪機匣的整體精鑄技術(shù)已成為中國發(fā)動機研制需要攻克的關(guān)鍵技術(shù)之一。此外，內(nèi)環(huán)與外機匣徑向跨度大，在承受軸向力的同時還需滿足熱變形協(xié)調(diào)性和剛性的要求，一旦承力框架上產(chǎn)生裂紋，將對發(fā)動機工作安全產(chǎn)生嚴重影響[1-3]。而且，截止目前，國內(nèi)整體鑄造渦輪后機匣的工程使用經(jīng)驗積累不多，對鑄件的冶金質(zhì)量、冷熱加工工藝及其對鑄件疲勞性能的影響研究很少開展。

本文通過對K4169高溫合金整體鑄造渦輪后機匣支板在試車后出現(xiàn)的裂紋的性質(zhì)和失效模式進行分析，揭示了裂紋的成因，并提出改進建議。

1 試驗與結(jié)果

1.1 宏觀檢查

故障機匣裂紋的宏觀形貌如圖1所示。機匣表面呈金黃色，裂紋位于支板與內(nèi)環(huán)轉(zhuǎn)接處，呈“幾”字形。

圖1 故障機匣裂紋的宏觀形貌

將裂紋斷口打開，其宏觀形貌如圖2所示。斷口大部分呈金黃色，局部發(fā)灰，表面粗糙、起伏較大，裂紋處機匣壁厚約2.0 mm。斷口表面隱約可見疲勞弧線和放射棱線，表明裂紋為疲勞屬性，由其延展方向可判斷疲勞起源于支板與內(nèi)環(huán)轉(zhuǎn)接處的外表面。

圖2 故障機匣裂紋斷口的宏觀形貌

1.2 斷口微觀分析

通過掃描電鏡對斷口進行觀察，發(fā)現(xiàn)其上存在由表面深入基體內(nèi)部的裂紋，裂紋開口寬度不連續(xù)，內(nèi)壁圓潤、光滑，應(yīng)為鑄造冷隔缺陷，放射棱線主要匯聚于該缺陷中，表明其對疲勞裂紋的萌生起主要促進作用（如圖 3（a）所示）；放大觀察，缺陷附近斷口還可見河流花樣特征，匯聚于亞表面多個區(qū)域，該處距離表面約0.1 mm，主要呈氧化顆粒形貌（如圖3（b）所示），表明該處也為疲勞源，裂紋斷口為多源疲勞起始；擴展區(qū)在高倍電鏡下可見細膩的疲勞條帶（如圖3（c）所示），說明裂紋斷口擴展應(yīng)力不大[4-5]。

圖3 斷口微觀形貌

1.3 成分分析

對故障后機匣基體、裂紋斷口源區(qū)和擴展區(qū)進行能譜分析，結(jié)果見表1。從表中可見，故障渦輪后機匣基體成分符合標準要求；疲勞源區(qū)域氧含量較附近擴展區(qū)的明顯偏高，表明其氧化程度較擴展區(qū)的嚴重[6]。

1.4 組織檢查

取故障渦輪后機匣裂紋附近表面、截面、機械加工面和基體制備金相試樣，將試樣打磨、腐蝕后觀察其顯微組織形貌，如圖4所示。故障渦輪后機匣裂紋附近晶粒較粗大，直徑約為2.0～4.0 mm；疲勞裂紋起源處存在深約100μm的細晶層（晶粒直徑約為5～30μm）；而裂紋附近原始機械加工表面未見細晶層；基體組織可見碳化物和針狀δ相，未見異常。

1.5 力學性能測試

對試樣進行室溫拉伸性能測試，其結(jié)果見表2。從表中可見，故障機匣室溫拉伸性能符合標準要求。

表2 故障機匣室溫拉伸性能

為分析故障渦輪后機匣細晶層形成原因，選取1塊模擬斜支板承力框架澆注工藝的試驗料（與裂紋位置相對應(yīng)）進行模擬試驗。首先檢查試驗料鑄態(tài)下的金相組織（如圖5（a）所示），合金表面沒有發(fā)現(xiàn)細晶組織，證明細晶層不是鑄造時產(chǎn)生的；切取部分試驗料，按故障渦輪后機匣熱等靜壓制度進行熱模擬試驗，之后對其進行組織分析，此時表面產(chǎn)生了1層細晶組織，如圖5（b）所示。上述試驗及對機匣熱工藝過程分析表明，故障渦輪后機匣表面細晶層是在鑄件熱等靜壓工序產(chǎn)生的表面再結(jié)晶層。

圖5 模擬試驗中試驗料的組織形貌

1.6 再結(jié)晶層對疲勞特性影響分析

1.6.1 試驗方法

從故障渦輪后機匣取板狀試樣，主要工藝為線切割、磨、鏜孔、拋光等。試樣的表面狀態(tài)分為2種，1種是保留原始鑄造表面（寬邊存在細小再結(jié)晶層），另1種是通過磨削去除再結(jié)晶層，并使其厚度盡可能與帶原始鑄造表面的試樣一致。對試樣分別進行室溫和550℃下的疲勞試驗，均采用應(yīng)力控制，應(yīng)力比為δ＝0.1，在室溫下最大應(yīng)力分別選取640、783 MPa，在550℃下最大應(yīng)力為640 MPa。

1.6.2 試驗結(jié)果

再結(jié)晶層對疲勞壽命的影響如圖6所示。從圖中可見，在室溫下可見隨著應(yīng)力的增大，有、無再結(jié)晶層試樣的循環(huán)周次都呈下降趨勢；與去除再結(jié)晶層的試樣相比，有再結(jié)晶層試樣的疲勞壽命較短，并且結(jié)果較分散，說明鑄件熱等靜壓工藝產(chǎn)生的細小再結(jié)晶層對其抗疲勞性能有不利影響；在本試驗條件下，若去除再結(jié)晶層，可使試樣在達到同樣疲勞壽命時的最大應(yīng)力提高約20%。

圖6 再結(jié)晶層對疲勞壽命的影響

在應(yīng)力相同的條件下，隨著溫度的升高，有、無再結(jié)晶層試樣的循環(huán)周次都呈下降趨勢，且有再結(jié)晶層試樣的疲勞壽命低于去除再結(jié)晶層試樣的，進一步說明再結(jié)晶層對機匣抗疲勞性能有不利影響。

疲勞試樣斷口及裂紋形貌如圖7所示。從圖中可見，放射棱線匯聚于再結(jié)晶層（厚度約為50μm），說明疲勞裂紋萌生于該區(qū)域；放大觀察，疲勞裂紋以解理小平面和滑移特征萌生于再結(jié)晶層與基體結(jié)合處；擴展區(qū)主要呈河流花樣和滑移平面特征，局部類似于“單晶”疲勞裂紋擴展特征[7]，這應(yīng)與機匣晶粒粗大有關(guān)；裂紋截面組織形貌進一步說明疲勞裂紋萌生于再結(jié)晶層與基體結(jié)合區(qū)域。

圖7 疲勞試樣斷口及組織形貌

2 失效原因分析

通過對故障渦輪后機匣裂紋斷口檢查與分析可知：故障斜支板渦輪后機匣裂紋性質(zhì)為疲勞，起源于支板與內(nèi)環(huán)轉(zhuǎn)接處外表面。

2.1 鑄造冷隔缺陷

起源于鑄造冷隔缺陷的疲勞裂紋是由于澆注液熔合不良，在鑄件表面形成類似裂紋狀的邊緣帶有圓角的縫隙。在通常情況下，鑄件驗收標準不允許零件中存在冷隔缺陷，其形成主要與澆注中斷、澆注溫度低、鑄件設(shè)計壁厚薄、型腔內(nèi)排氣不暢等有關(guān)[8-9]。該缺陷破壞了材料內(nèi)部的連續(xù)性，不僅降低了后機匣靜強度儲備，還使局部的高應(yīng)力（σmax）應(yīng)力集中，缺陷形狀越尖銳，材料的強度越高，塑性越低，應(yīng)力集中系數(shù)也就越大，從而大大降低后機匣整體抗疲勞強度。加之發(fā)動機試車過程中不可避免存在振動，在振動應(yīng)力的作用下，促使故障斜支板渦輪后機匣在原始鑄造冷隔缺陷處過早萌生疲勞裂紋。多源萌生于亞表面（距離表面約0.1 mm）的疲勞裂紋，其氧化顆粒特征區(qū)域與組織分析可知的深約0.1 mm的細晶層相對應(yīng)，且能譜分析表明該氧化顆粒特征區(qū)域氧化較附近擴展區(qū)的明顯嚴重，說明細晶層在工作過程中首先發(fā)生開裂、隨后開裂處氧化，繼而在振動應(yīng)力作用下，疲勞裂紋在該處過早萌生。

2.2 再結(jié)晶層影響

由故障后機匣組織分析和模擬試驗可見：細晶層并非是故障渦輪后機匣在工作過程中形成的，而是在熱等靜壓工藝后產(chǎn)生的細小再結(jié)晶層（晶粒直徑約為5～30μm）。目前，未見國內(nèi)外關(guān)于再結(jié)晶對鑄造等軸晶部件性能影響及其裂紋萌生機制方面的研究，只是在再結(jié)晶對定向或單晶高溫合金的力學性能影響方面有少量技術(shù)資料[10-14]。依據(jù)本試驗條件下再結(jié)晶對構(gòu)件疲勞特性的影響結(jié)果可知，無論是在室溫還是在550℃下，有再結(jié)晶層試樣的疲勞壽命均低于無再結(jié)晶層試樣的，說明細小再結(jié)晶層的確降低了鑄件的抗疲勞性能；從對疲勞試樣斷口和裂紋組織分析上同樣可知，疲勞裂紋萌生于再結(jié)晶層與基體結(jié)合區(qū)域，也進一步說明細小再結(jié)晶層對故障渦輪后機匣的抗疲勞性能有不利影響，促使疲勞裂紋過早萌生。為解釋這一現(xiàn)象，認為故障部位渦輪后機匣壁厚（約為2.0 mm）與該部位基體晶粒（直徑約為2.0～4.0 mm）尺寸相當，機匣截面局部可以簡化成定向或單晶高溫合金。由于再結(jié)晶層的承載能力低，且再結(jié)晶材料的力學性能、彈性模量等與基體材料的差異很大，在承載時由于變形不協(xié)調(diào)使故障部位再結(jié)晶區(qū)與基體材料界面處產(chǎn)生很大的應(yīng)力集中，并使再結(jié)晶區(qū)與基體材料的界面處應(yīng)力顯著增大，促使故障渦輪后機匣在再結(jié)晶區(qū)與基體材料界面區(qū)域過早出現(xiàn)損傷并誘發(fā)疲勞裂紋萌生。

2.3 晶粒粗大影響

此外，故障渦輪后機匣未超溫使用（基體組織正常），循環(huán)應(yīng)力水平不高（擴展區(qū)疲勞條帶細密），但故障部位晶粒（直徑約為2.0～4.0 mm）粗大，斷面等軸晶比例低，當塑性變形從1個晶粒傳播到相鄰晶粒時，由于晶界少而導致晶界阻力減小，穿過晶界就比較容易；晶粒粗大，還使同時開動的晶內(nèi)位錯和增值位錯率降低，塑性變形不均勻，又使擴展裂紋穿過晶界進入相鄰晶粒并改變方向的頻率減值，消耗能量減少，促使故障渦輪后機匣裂紋萌生與擴展。周瑞發(fā)等研究鎳基高溫合金GH33時，對不同晶粒度的疲勞性能進行比較。同樣發(fā)現(xiàn)晶粒越細小，疲勞壽命越長，且在較小的晶粒度等級，晶粒大小對疲勞性能的影響越明顯，直徑小于l mm的晶粒展示出明顯提高的疲勞壽命。同時，有研究表明[15]：在室溫及700℃、非大應(yīng)力（超出機匣設(shè)計值）狀態(tài)下，K4169合金細晶（晶粒直徑約為0.1 mm）的疲勞性能均優(yōu)于粗晶（晶粒直徑約為3.8 mm）的；高溫持久性能細晶比粗晶高出1/3。由此可知，故障機匣基體粗大晶粒組織對其使用性能不利，可通過添加細化劑等工藝改進細化基體晶粒，從而提高其綜合性能。

3 結(jié)論

（1）故障斜支板渦輪后機匣裂紋為疲勞性質(zhì)，疲勞起源于支板與內(nèi)環(huán)轉(zhuǎn)接處外表面；

（2）鑄造冷隔缺陷、細小再結(jié)晶層和基體晶粒粗大是促使渦輪后機匣過早疲勞開裂的主要原因；

（3）可采用提高澆注溫度、增強澆注液流動性等措施排除冷隔等原始鑄造缺陷，通過添加細化劑等工藝使后機匣基體晶粒細化，避免熱等靜壓工藝產(chǎn)生細小再結(jié)晶層等措施提高斜支板渦輪后機匣整體抗疲勞性能。

希望此次故障能引起相關(guān)科研人員對整體鑄造機匣驗收質(zhì)量的高度重視，加強設(shè)計制造一體化技術(shù)，為今后整體鑄造渦輪后機匣的可靠應(yīng)用提供重要的技術(shù)保障。